CN104862567A - 一种高Sn变形镁合金及高Sn变形镁合金板材制备方法 - Google Patents
一种高Sn变形镁合金及高Sn变形镁合金板材制备方法 Download PDFInfo
- Publication number
- CN104862567A CN104862567A CN201510308458.8A CN201510308458A CN104862567A CN 104862567 A CN104862567 A CN 104862567A CN 201510308458 A CN201510308458 A CN 201510308458A CN 104862567 A CN104862567 A CN 104862567A
- Authority
- CN
- China
- Prior art keywords
- alloy
- magnesium alloy
- treatment
- casting
- deformed
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
- 229910000861 Mg alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 99
- 238000002360 preparation method Methods 0.000 title claims abstract description 24
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims abstract description 142
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims abstract description 136
- 238000005266 casting Methods 0.000 claims abstract description 45
- 238000001125 extrusion Methods 0.000 claims abstract description 35
- 230000032683 aging Effects 0.000 claims abstract description 30
- 239000011777 magnesium Substances 0.000 claims abstract description 27
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 27
- 238000000034 method Methods 0.000 claims abstract description 25
- 238000002844 melting Methods 0.000 claims abstract description 22
- 230000008018 melting Effects 0.000 claims abstract description 22
- 238000010791 quenching Methods 0.000 claims abstract description 19
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 claims abstract description 19
- 238000000265 homogenisation Methods 0.000 claims abstract description 16
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 16
- FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N Magnesium Chemical compound [Mg] FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 15
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 15
- 239000002994 raw material Substances 0.000 claims abstract description 9
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 44
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 claims description 15
- 239000000243 solution Substances 0.000 claims description 13
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims description 13
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 10
- 238000003756 stirring Methods 0.000 claims description 10
- 238000007670 refining Methods 0.000 claims description 9
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 8
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 claims description 8
- 239000011259 mixed solution Substances 0.000 claims description 8
- 229910004261 CaF 2 Inorganic materials 0.000 claims description 5
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 5
- 230000001681 protective effect Effects 0.000 claims description 4
- 230000008569 process Effects 0.000 abstract description 11
- 238000005275 alloying Methods 0.000 abstract description 7
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 abstract description 7
- 229910019074 Mg-Sn Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 229910019382 Mg—Sn Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 230000008901 benefit Effects 0.000 abstract description 2
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 15
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 description 13
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 13
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 12
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 12
- 238000001878 scanning electron micrograph Methods 0.000 description 12
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 11
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 11
- 238000001000 micrograph Methods 0.000 description 10
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 9
- 229910019021 Mg 2 Sn Inorganic materials 0.000 description 8
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 8
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 8
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 description 8
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 7
- 150000002910 rare earth metals Chemical class 0.000 description 7
- 239000012535 impurity Substances 0.000 description 6
- 239000000463 material Substances 0.000 description 6
- 229910052784 alkaline earth metal Inorganic materials 0.000 description 5
- 150000001342 alkaline earth metals Chemical class 0.000 description 5
- 230000009286 beneficial effect Effects 0.000 description 5
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 5
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 5
- 210000001787 dendrite Anatomy 0.000 description 4
- 230000000977 initiatory effect Effects 0.000 description 4
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 3
- 239000010953 base metal Substances 0.000 description 3
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 3
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 3
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 3
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 3
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 3
- 238000004321 preservation Methods 0.000 description 3
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 3
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 3
- 239000012798 spherical particle Substances 0.000 description 3
- 230000008859 change Effects 0.000 description 2
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 2
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 2
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 2
- 238000011161 development Methods 0.000 description 2
- 230000018109 developmental process Effects 0.000 description 2
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 2
- 229910052688 Gadolinium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000010521 absorption reaction Methods 0.000 description 1
- 238000004891 communication Methods 0.000 description 1
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 1
- 238000013016 damping Methods 0.000 description 1
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 230000005496 eutectics Effects 0.000 description 1
- 239000011261 inert gas Substances 0.000 description 1
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 1
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 1
- 238000010587 phase diagram Methods 0.000 description 1
- 230000001737 promoting effect Effects 0.000 description 1
- 238000012827 research and development Methods 0.000 description 1
- 230000035939 shock Effects 0.000 description 1
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 1
Landscapes
- Extrusion Of Metal (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
Abstract
一种高Sn变形镁合金及高Sn变形镁合金板材的制备方法，属于镁合金材料生产领域，其特征是原料组成及其重量百分比含量为：Sn：8.1~9.7%，Y：1.1~2.0%，Zr：0.2~0.65%，其余的为Mg。一种高Sn变形镁合金板材的制备方法，其特征在于分为熔铸成形与板材制备两个部分依次进行：（一）、高Sn变形镁合金熔铸成形；（二）、高Sn变形镁合金板材制备：依次经均质化处理、挤压成形、固溶处理、淬火处理及时效处理，最终获得高Sn变形镁合金板材。本发明的优点在于，采用合金化最优的元素配比与优化的成形工艺，改善Mg-Sn镁合金中第二相的形态，以此制得综合力学性能更为优异的高硬耐热镁合金板材。
Description
技术领域
本发明属于镁合金材料生产领域，具体为一种高Sn变形镁合金及高Sn变形镁合金板材制备方法。
背景技术
镁合金具有低密度、高比强度和比刚度、高导热导电性、优良的阻尼减震性能和电磁屏蔽性能，优异的铸造成形性能和切削加工性能，并且易于回收利用。随着科学技术的逐步提高，推动了轻质高强镁基合金在航空航天、汽车制造、家电仪表、电子通讯等领域的广泛应用。但是，当前大多镁合金高温耐热性能较差，无法满足150℃以上的服役条件，使镁合金在工业领域的进一步发展受到了严重阻碍。
合金化是改善镁合金力学性能最有效的方法之一。稀土元素作为镁合金中重要的合金化元素，具有细化晶粒、净化晶界、改善铸造性能和提高合金室温及高温力学性能等优良特性。目前商业用耐热镁合金的研发主要集中在通过添加稀土等元素提高其耐热性能，类似的发明专利如“一种高强度的耐热镁合金及其熔炼方法”（CN101130842A）、“含稀土高强度耐热镁合金及其制法”（CN101463441A）等都有涉及。如在CN101130842A中的耐热镁合金含有2-6％Sn和3-12％Y，在CN101463441A中，耐热镁合金含有2-10％Gd和3-16％Y，尽管这类耐热镁合金力学性能都比较高，但添加稀土量都比较高(一般大于4％)，成本较高，大大限制了其商业应用。
提高镁合金综合力学性能同时也应控制其成本值，因而利用多元微合金化方法通过其他元素取代或部分取代稀土元素的合金化作用，是提高镁合金综合性能的重要发展趋势。根据Mg-Sn二元相图，在共晶转变温度561.2℃时，Sn在Mg中的饱和固溶度为14.85wt.%，且固溶度随温度降低变化明显。当温度降到400℃时，饱和固溶度大幅降至4.4wt.%，在200℃时饱和固溶度仅为0.45wt.%。Sn在Mg中的饱和固溶度随温度下降而快速降低的特性有利于促进Mg2Sn相的析出，获得弥散强化组织，从而提高镁合金的室温及高温力学性能。Mg2Sn相为高温硬质相，常温下晶体结构为立方晶系，熔点为770.5℃，显微硬度为119HV。Mg2Sn相的析出能够显著提高合金的硬度和抗拉强度。因而Sn的添加能够为镁合金的强化提供保证。
加入碱土金属虽然能降低生产成本，但其晶粒细化及合金强度改善远不及稀土金属的作用效果明显，单方面对成本的过度控制从而牺牲了镁合金性能的改善，成效比远低于添加稀土元素，因而极大的限制了镁合金的应用。铸造合金所存在的铸造缩松、热收缩以及二次枝晶粗大等缺陷无法的到妥善解决，因而镁合金制品可能存在明显的裂纹萌生源，从而严重削弱了了镁合金零部件的可靠性。因此加入一定量的稀土元素是十分必要的。
发明内容
本发明的目的在于开发一种高Sn含量的变形镁合金板材，充分利用Sn在镁基体中固溶度随温度的剧烈变化来提高镁合金材料的力学性能，并辅以微量稀土元素Y在提高合金耐蚀性的同时，通过熔铸成形及板材制备工艺进一步提升Mg-Sn合金的综合力学性能，满足使用要求。
为实现上述发明目的，本发明的技术方案为：
一种高Sn变形镁合金，其特征是原料组成及其重量百分比含量为：Sn：8.1~9.7%，Y：1.1~2.0%，Zr：0.2~0.65%，其余的为Mg。
一种高Sn变形镁合金板材的制备方法，其特征在于分为熔铸成形与板材制备两个部分，依次采用如下步骤进行制备：
（一）、高Sn变形镁合金熔铸成形
1）将坩埚预热至暗红色，浇注模具预热至250℃±10℃；
2）升高坩埚温度，当加热温度达到550℃±10℃时，向坩埚中加入纯镁和纯锡，采用55%KCl + 2%CaF2 + 15%BaCl2作为精炼剂，并通入保护性混合气体，其中混合气体组成及其体积百分比含量为：SF6：0.2%，其余的为CO2；
3）采用10℃/min的升温速度快速升温，在升温过程中，当坩埚内加入的合金完全熔化后，用钼棒将熔融态混合液搅拌均匀；
4）进一步升高坩埚的温度，当加热温度达到750℃±10℃时，向熔融态混合液中加入Mg-25%Y中间合金及Mg-30%Zr中间合金，用钼棒搅拌使中间合金熔化；待中间合金完全熔融于步骤3）形成的混合液时，保持加热温度不变，将熔融态混合液静置30min±5min；
5）将经静置后的熔融态混合液浇注于已经预热的浇注模具中熔铸成形；
（二）、高Sn变形镁合金板材制备
1）均质化处理：将第（一）部分熔铸成形的铸锭置于加热炉中，在400℃±10℃加热温度下保温8~12h，即均质化处理；
2）挤压成形：将经匀质化处理后得到的铸锭以14:1的挤压比，5mm/s的挤压速度挤压成形，形成板材；
3）固溶处理：将挤压成形后得到的板材在495±10℃加热温度下保温8-12h；
4）淬火处理：将固溶处理后得到的板材放入80~90℃热水中淬火处理；
5）时效处理：根据成形后板材的尺寸，将淬火处理后得到的铸锭在加热温度为250℃±10℃条件下，保温60±5h，即可获得高Sn变形镁合金板材。
本发明的有益效果。
1、在本发明的镁合金中，在提高合金纯度的同时，添加大量的Sn，Sn在Mg中的饱和固溶度随温度下降而快速降低的特性有利于促进高温硬质相Mg2Sn相的析出，容易获得弥散强化组织，从而提高镁合金的室温及高温力学性能。
2、在本发明的镁合金中，在提高合金纯度的同时，添加Zr和稀土元素Y，一方面能够大幅改善合金的抗拉强度及耐蚀性，另一方面能够细化晶粒。
3、通过挤压成形工艺，消除合金的铸造缺陷，如显微缩孔、缩松等。同时，使粗大的第二相破碎，从而细化组织，优化合金性能。
4、通过固溶处理，使合金第二相充分溶入基体中，在经过时效处理后，充分利用Mg2Sn相在镁基体中随温度变化而大幅度变化的特性，获得弥散分布的第二相，从而强化合金的室温和高温力学性能。
附图说明
图1是高Sn稀土镁合金板材制备工艺流程图。
图2是Mg-8Sn-Y-0.2Zr合金挤压成形板材金相扫描电子显微图。
图3是Mg-8Sn-Y-0.2Zr合金固溶485℃×8h的金相显微图。
图4是Mg-8Sn-Y-0.2Zr合金时效240℃×55h的金相扫描电子显微图。
图5是Mg-8Sn-Y-0.2Zr合金室温拉伸断口形貌扫描电子显微镜图。
图6是Mg-9Sn-2Y-0.5Zr合金挤压成形板材金相扫描电子显微图。
图7是Mg-9Sn-2Y-0.5Zr合金固溶495℃×10h的金相显微图。
图8是Mg-9Sn-2Y-0.5Zr合金时效250℃×60h的金相扫描电子显微图。
图9是Mg-9Sn-2Y-0.5Zr合金室温拉伸断口形貌扫描电子显微镜图。
图10是Mg-10Sn-2Y-0.65Zr合金挤压成形板材金相扫描电子显微图。
图11是Mg-10Sn-2Y-0.65Zr合金固溶505℃×12h的金相显微图。
图12是Mg-10Sn-2Y-0.65Zr合金时效260℃×65h的金相扫描电子显微图。
图13是Mg-10Sn-2Y-0.65Zr合金室温拉伸断口形貌扫描电子显微镜图。
具体实施方式
通过下述实施例可以更好地理解本发明，但这实例并不用来限制本发明。
实施例一：
一种高Sn变形镁合金，其特征是原料组成及其重量百分比含量为：Sn：8.1%，Y：1.1%，Zr：0.2%，其余的为Mg。
本实施例中，原材料选用纯镁锭、纯锡锭，Mg-25%Y中间合金和Mg-30%Zr中间合金，制备出Mg-8Sn-Y-0.2Zr镁合金。Sn在Mg中的饱和固溶度随温度下降而快速降低的特性有利于促进Mg2Sn相的析出，容易获得弥散强化组织，从而提高镁合金的室温及高温力学性能。同时，Y的添加能够形成热稳定性较高的弥散相粒子，降低合金元素在基体中的扩撒速率，阻碍晶界滑移，从而提高合金的热稳定性和蠕变抗力。Zr在镁中的固溶度很小，但对镁合金具有很强的晶粒细化作用，是镁合金最有效的晶粒细化剂。
碱土金属虽然能降低生产成本，但其晶粒细化及合金强度改善远不及稀土金属的作用效果明显，单方面对成本的过度控制从而牺牲了镁合金性能的改善，极大的限制了镁合金的应用。铸造合金所存在的铸造缩松、热收缩以及二次枝晶粗大等缺陷无法的到妥善解决，因而镁合金制品可能存在明显的裂纹萌生源，从而严重削弱了了镁合金零部件的可靠性。
一种高Sn变形镁合金板材的制备方法，其特征在于分为熔铸成形与板材制备两个部分，依次采用如下步骤进行制备：
（一）、高Sn变形镁合金熔铸成形
1）将坩埚预热至暗红色，浇注模具预热至240℃；
2）升高坩埚温度，当加热温度达到540℃时，向坩埚中加入纯镁和纯锡，采用55%KCl+2%CaF2+15%BaCl2作为精炼剂，并用混合气体保护，其中混合气体组成及其体积百分比含量为：SF6：0.2%，其余的为CO2；
3）采用10℃/min的升温速度快速升温，在升温过程中，当坩埚内加入的合金完全熔化后，用钼棒将熔融态混合液搅拌均匀；
4）进一步升高坩埚的温度，当加热温度达到740℃时，向熔融态混合液中加入Mg-25%Y中间合金及Mg-30%Zr中间合金，用钼棒搅拌使中间合金熔化；待中间合金完全熔融于步骤3）形成的混合液时，保持加热温度不变，将熔融态混合液静置25min；
5）将经静置后的熔融态混合液浇注于已经预热的浇注模具中熔铸成形。
此熔铸方法相较于现有技术能够使合金熔化更为彻底，在合金成分充分熔化的前提下加入中间合金能够更好的溶于母材中。同时保护气氛的使用以及精炼剂的添加能够有效避免或者减少杂质的进入，并通过提高成渣率而减少了合金自身及外界进入这两种主要的杂质影响，从而获得更为纯净的合金铸态材料。
（二）、高Sn变形镁合金板材制备
1）均质化处理：将第（一）部分熔铸成形的铸锭置于加热炉中，在390℃加热温度下保温8h，即均质化处理，从而减少铸态合金中可能存在的铸造缺陷。
2）挤压成形：将匀质化处理后得到的铸锭以14:1的挤压比，5mm/s的挤压速度挤压成板材，既能够保证合金消除铸态组织中可能存在的铸造缺陷，同时又能避免挤压比过高而引起材料开裂失效。从附图2——Mg-8Sn-Y-0.2Zr合金挤压成形板材金相扫描电子显微图中可看出，板材经挤压成形工艺后，第二相沿挤压方向分布，因此表明挤压态合金具有择优取向，宏观上表现为合金沿挤压方向具有优异的抗拉强度。
3）固溶处理：将挤压成形后得到的板材在485℃加热温度下保温8h。从附图3——Mg-8Sn-Y-0.2Zr合金固溶485℃×8h的金相显微图中可以看出，合金经485℃加热温度下保温8h固溶处理能达到预期的固溶处理目的，并且合金中第二相融入基体，组织择优取向消失，为人工时效处理第二相析出强化做准备。
4）淬火处理：将经固溶处理后的挤压板材放入80~90℃热水中淬火处理；
5）时效处理：将淬火处理后得到的铸锭在240℃条件下，保温55h。从附图4——Mg-8Sn-Y-0.2Zr合金时效240℃×55h的金相扫描电子显微图中可以看出，经240℃保温55h人工时效处理后，合金中析出细小的针状、颗粒状、短棒状第二相，这些第二相颗粒弥散分布于基体及晶界上能起到显著的位错钉扎作用，当合金在受力时，位错运动阻力增大，宏观上表现为合金具有较佳的抗拉强度及屈服强度。
挤压成形工序后，采取固溶、淬火及时效的热处理工艺，从而保证挤压成形的合金具备最佳的组织与力学性能。
通过附图5——Mg-8Sn-Y-0.2Zr合金室温拉伸断口形貌扫描电子显微镜图中分析可看出，断口中的第二相均为球形颗粒物。第二相颗粒除前述提及的位错钉扎作用外，球形颗粒棱角少，不易成为合金断裂时的裂纹源，因此，通过人工时效处理不仅能够改善合金的抗拉强度及屈服强度，对于合金的塑韧性也有较大幅度改善。
由于挤压变形的过程中，镁合金易于发生动态再结晶，在大幅度的减小晶粒的尺寸的同时为时效过程中第二相的析出提供了较多的形核核心，也为球状第二相的析出储存了大量的畸变能和应变能，细小的晶粒尺寸与球状第二相的组织形态可以同时具备较高的塑性和强度，从而生产出一种具有优异的综合力学性能的廉价变形镁合金。对所制得的镁合金材料以及经过挤压固溶+时效处理后合金板材的力学性能见下表一。
表一 实施例一制备的高Sn变形镁合金板材的力学性能
| 试样处理状态 | 抗拉强度MPa | 屈服强度MPa | 显微硬度HV | 伸长率% |
| 挤压态 | 274 | 165 | 65 | 19 |
| 峰时效 | 237 | 202 | 78 | 9 |
从表一中可知经实施例一所述制备方法制备的高Sn变形镁合金板材，综合力学性能较为优异，符合使用要求。
实施例二：
一种高Sn变形镁合金，其特征是原料组成及其重量百分比含量为：Sn：9.2%，Y：1.7%，Zr：0.5%，其余的为Mg。
本实施例中，原材料选用纯镁锭、纯锡锭，Mg-25%Y中间合金和Mg-30%Zr中间合金，制备出Mg-9Sn-2Y-0.5Zr镁合金。Sn在Mg中的饱和固溶度随温度下降而快速降低的特性有利于促进Mg2Sn相的析出，容易获得弥散强化组织，从而提高镁合金的室温及高温力学性能。同时，Y的添加能够形成热稳定性较高的弥散相粒子，降低合金元素在基体中的扩撒速率，阻碍晶界滑移，从而提高合金的热稳定性和蠕变抗力。Zr在镁中的固溶度很小，但对镁合金具有很强的晶粒细化作用，是镁合金最有效的晶粒细化剂。
碱土金属虽然能降低生产成本，但其晶粒细化及合金强度改善远不及稀土金属的作用效果明显，单方面对成本的过度控制从而牺牲了镁合金性能的改善，极大的限制了镁合金的应用。铸造合金所存在的铸造缩松、热收缩以及二次枝晶粗大等缺陷无法的到妥善解决，因而镁合金制品可能存在明显的裂纹萌生源，从而严重削弱了了镁合金零部件的可靠性。
一种高Sn变形镁合金板材的制备方法，其特征在于分为熔铸成形与板材制备两个部分，依次采用如下步骤进行制备：
（一）、高Sn变形镁合金熔铸成形
1）将坩埚预热至暗红色，浇注模具预热至250℃；
2）升高坩埚温度，当加热温度达到550℃时，向坩埚中加入纯镁和纯锡，采用55%KCl+2%CaF2+15%BaCl2作为精炼剂，并用混合气体保护，其中混合气体组成及其体积百分比含量为：SF6：0.2%，其余的为CO2；
3）采用10℃/min的升温速度快速升温，在升温过程中，当坩埚内加入的合金完全熔化后，用钼棒将熔融态混合液搅拌均匀；
4）进一步升高坩埚的温度，当加热温度达到750℃时，向熔融态混合液中加入Mg-25%Y中间合金及Mg-30%Zr中间合金，用钼棒搅拌使中间合金熔化；待中间合金完全熔融于步骤3）形成的混合液时，保持加热温度不变，将熔融态混合液静置30min；
5）将经静置后的熔融态混合液浇注于已经预热的浇注模具中熔铸成形。
此熔铸方法相较于现有技术能够使合金熔化更为彻底，在合金成分充分熔化的前提下加入中间合金能够更好的溶于母材中。同时保护气氛的使用以及精炼剂的添加能够有效避免或者减少杂质的进入，并通过提高成渣率而减少了合金自身及外界进入这两种主要的杂质影响，从而获得更为纯净的合金铸态材料。
（二）、高Sn变形镁合金板材制备
1）均质化处理：将第（一）部分熔铸成形的铸锭置于加热炉中，在400℃加热温度下保温10h，即均质化处理，从而减少铸态合金中可能存在的铸造缺陷。
2）挤压成形：将匀质化处理后得到的铸锭以14:1的挤压比，5mm/s的挤压速度挤压成板材，既能够保证合金消除铸态组织中可能存在的铸造缺陷，同时又能避免挤压比过高而引起材料开裂失效。从附图6——Mg-9Sn-2Y-0.5Zr合金挤压成形板材金相扫描电子显微图中可看出，板材经挤压成形工艺后，第二相沿挤压方向分布，因此表明挤压态合金具有择优取向，宏观上表现为合金沿挤压方向具有优异的抗拉强度。
3）固溶处理：将挤压成形后得到的板材在495℃加热温度下保温10h。从附图7——Mg-9Sn-2Y-0.5Zr合金固溶495℃×10h的金相显微图中可以看出，合金经495℃加热温度下保温10h固溶处理能达到预期的固溶处理目的，并且合金中第二相融入基体，组织择优取向消失，为人工时效处理第二相析出强化做准备。
4）淬火处理：将经固溶处理后的挤压板材放入80~90℃热水中淬火处理；
5）时效处理：将淬火处理后得到的铸锭在250℃条件下，保温60h。从附图8——Mg-9Sn-2Y-0.5Zr合金时效250℃×60h的金相扫描电子显微图中可以看出，经250℃保温60h人工时效处理后，合金中析出细小的针状、颗粒状、短棒状第二相，这些第二相颗粒弥散分布于基体及晶界上能起到显著的位错钉扎作用，当合金在受力时，位错运动阻力增大，宏观上表现为合金具有较佳的抗拉强度及屈服强度。
挤压成形工序后，采取固溶、淬火及时效的热处理工艺，从而保证挤压成形的合金具备最佳的组织与力学性能。
通过附图9——Mg-9Sn-2Y-0.5Zr合金室温拉伸断口形貌扫描电子显微镜图中分析可看出，断口中的第二相均为球形颗粒物。第二相颗粒除前述提及的位错钉扎作用外，球形颗粒棱角少，不易成为合金断裂时的裂纹源，因此，通过人工时效处理不仅能够改善合金的抗拉强度及屈服强度，对于合金的塑韧性也有较大幅度改善。
由于挤压变形的过程中，镁合金易于发生动态再结晶，在大幅度的减小晶粒的尺寸的同时为时效过程中第二相的析出提供了较多的形核核心，也为球状第二相的析出储存了大量的畸变能和应变能，细小的晶粒尺寸与球状第二相的组织形态可以同时具备较高的塑性和强度，从而生产出一种具有优异的综合力学性能的廉价变形镁合金。对所制得的镁合金材料以及经过挤压固溶+时效处理后合金板材的力学性能见下表二。
表二 实施例二制备的高Sn变形镁合金板材的力学性能
| 试样处理状态 | 抗拉强度MPa | 屈服强度MPa | 显微硬度HV | 伸长率% |
| 挤压态 | 294 | 173.95 | 73 | 21.2 |
| 峰时效 | 262 | 218 | 89 | 10.4 |
从表二中可知经实施例二所述制备方法制备的高Sn变形镁合金板材，综合力学性能较为优异，符合使用要求。
实施例三：
一种高Sn变形镁合金，其特征是原料组成及其重量百分比含量为：Sn：9.7%，Y：2.0%，Zr：0.65%，其余的为Mg。
本实施例中，原材料选用纯镁锭、纯锡锭，Mg-25%Y中间合金和Mg-30%Zr中间合金，制备出Mg-10Sn-2Y-0.65Zr镁合金。Sn在Mg中的饱和固溶度随温度下降而快速降低的特性有利于促进Mg2Sn相的析出，容易获得弥散强化组织，从而提高镁合金的室温及高温力学性能。同时，Y的添加能够形成热稳定性较高的弥散相粒子，降低合金元素在基体中的扩撒速率，阻碍晶界滑移，从而提高合金的热稳定性和蠕变抗力。Zr在镁中的固溶度很小，但对镁合金具有很强的晶粒细化作用，是镁合金最有效的晶粒细化剂。
碱土金属虽然能降低生产成本，但其晶粒细化及合金强度改善远不及稀土金属的作用效果明显，单方面对成本的过度控制从而牺牲了镁合金性能的改善，极大的限制了镁合金的应用。铸造合金所存在的铸造缩松、热收缩以及二次枝晶粗大等缺陷无法的到妥善解决，因而镁合金制品可能存在明显的裂纹萌生源，从而严重削弱了了镁合金零部件的可靠性。
一种高Sn变形镁合金板材的制备方法，其特征在于分为熔铸成形与板材制备两个部分，依次采用如下步骤进行制备：
（一）、高Sn变形镁合金熔铸成形
1）将坩埚预热至暗红色，浇注模具预热至260℃；
2）升高坩埚温度，当加热温度达到560℃时，向坩埚中加入纯镁和纯锡，采用55%KCl+2%CaF2+15%BaCl2作为精炼剂，并用混合气体保护，其中混合气体组成及其体积百分比含量为：SF6：0.2%，其余的为CO2；
3）采用10℃/min的升温速度快速升温，在升温过程中，当坩埚内加入的合金完全熔化后，用钼棒将熔融态混合液搅拌均匀；
4）进一步升高坩埚的温度，当加热温度达到760℃时，向熔融态混合液中加入Mg-25%Y中间合金及Mg-30%Zr中间合金，用钼棒搅拌使中间合金熔化；待中间合金完全熔融于步骤3）形成的混合液时，保持加热温度不变，将熔融态混合液静置35min；
5）将经静置后的熔融态混合液浇注于已经预热的浇注模具中熔铸成形。
此熔铸方法相较于现有技术能够使合金熔化更为彻底，在合金成分充分熔化的前提下加入中间合金能够更好的溶于母材中。同时保护气氛的使用以及精炼剂的添加能够有效避免或者减少杂质的进入，并通过提高成渣率而减少了合金自身及外界进入这两种主要的杂质影响，从而获得更为纯净的合金铸态材料。
（二）、高Sn变形镁合金板材制备
1）均质化处理：将第（一）部分熔铸成形的铸锭置于加热炉中，在410℃加热温度下保温12h，即均质化处理，从而减少铸态合金中可能存在的铸造缺陷。
2）挤压成形：将匀质化处理后得到的铸锭以14:1的挤压比，5mm/s的挤压速度挤压成板材，既能够保证合金消除铸态组织中可能存在的铸造缺陷，同时又能避免挤压比过高而引起材料开裂失效。从附图10——Mg-10Sn-2Y-0.65Zr合金挤压成形板材金相扫描电子显微图中可看出，板材经挤压成形工艺后，第二相沿挤压方向分布，因此表明挤压态合金具有择优取向，宏观上表现为合金沿挤压方向具有优异的抗拉强度。
3）固溶处理：将挤压成形后得到的板材在505℃加热温度下保温12h。从附图11——Mg-10Sn-2Y-0.65Zr合金固溶505℃×12h的金相显微图中可以看出，合金经505℃加热温度下保温12h固溶处理能达到预期的固溶处理目的，并且合金中第二相融入基体，组织择优取向消失，为人工时效处理第二相析出强化做准备。
4）淬火处理：将经固溶处理后的挤压板材放入80~90℃热水中淬火处理；
5）时效处理：将淬火处理后得到的铸锭在260℃条件下，保温65h。从附图12——Mg-10Sn-2Y-0.65Zr合金时效260℃×65h的金相扫描电子显微图中可以看出，经260℃保温65h人工时效处理后，合金中析出细小的针状、颗粒状、短棒状第二相，这些第二相颗粒弥散分布于基体及晶界上能起到显著的位错钉扎作用，当合金在受力时，位错运动阻力增大，宏观上表现为合金具有较佳的抗拉强度及屈服强度。
挤压成形工序后，采取固溶、淬火及时效的热处理工艺，从而保证挤压成形的合金具备最佳的组织与力学性能。
通过附图13——Mg-10Sn-2Y-0.65Zr合金室温拉伸断口形貌扫描电子显微镜图中分析可看出，断口中的第二相均为球形颗粒物。第二相颗粒除前述提及的位错钉扎作用外，球形颗粒棱角少，不易成为合金断裂时的裂纹源，因此，通过人工时效处理不仅能够改善合金的抗拉强度及屈服强度，对于合金的塑韧性也有较大幅度改善。
由于挤压变形的过程中，镁合金易于发生动态再结晶，在大幅度的减小晶粒的尺寸的同时为时效过程中第二相的析出提供了较多的形核核心，也为球状第二相的析出储存了大量的畸变能和应变能，细小的晶粒尺寸与球状第二相的组织形态可以同时具备较高的塑性和强度，从而生产出一种具有优异的综合力学性能的廉价变形镁合金。对所制得的镁合金材料以及经过挤压固溶+时效处理后合金板材的力学性能见下表三。
表三 实施例三制备的高Sn变形镁合金板材的力学性能
| 试样处理状态 | 抗拉强度MPa | 屈服强度MPa | 显微硬度HV | 伸长率% |
| 挤压态 | 280 | 162 | 70 | 17 |
| 峰时效 | 254 | 198.5 | 83 | 8.2 |
从表三中可知经实施例三所述制备方法制备的高Sn变形镁合金板材，综合力学性能较为优异，符合使用要求。
上面结合附图对本发明的实施例作了详细说明，但是本发明并不限于上述实施例，在本领域普通技术人员所具备的知识范围内，还可以在不脱离本发明宗旨的前提下作出各种变化。
Claims (2)
1.一种高Sn变形镁合金，其特征是原料组成及其重量百分比含量为：Sn：8.1~9.7%，Y：1.1~2.0%，Zr：0.2~0.65%，其余的为Mg。
2.一种高Sn变形镁合金板材的制备方法，其特征在于分为熔铸成形与板材制备两个部分，依次采用如下步骤进行制备：
（一）、高Sn变形镁合金熔铸成形
1）、坩埚预热至暗红色，浇注模具预热至250℃±10℃；
2）、埚温度，当加热温度达到550℃±10℃时，向坩埚中加入纯镁和纯锡，采用55%KCl + 2%CaF2 + 15%BaCl2作为精炼剂，并通入保护性混合气体，其中混合气体组成及其体积百分比含量为：SF6：0.2%，其余的为CO2；
3）、采用10℃/min的升温速度快速升温，在升温过程中，当坩埚内加入的合金完全熔化后，用钼棒将熔融态混合液搅拌均匀；
4）、进一步升高坩埚的温度，当加热温度达到750℃±10℃时，向熔融态混合液中加入Mg-25%Y中间合金及Mg-30%Zr中间合金，用钼棒搅拌使中间合金熔化；待中间合金完全熔融于步骤3）形成的混合液时，保持加热温度不变，将熔融态混合液静置30min±5min；
5）、将经静置后的熔融态混合液浇注于已经预热的浇注模具中熔铸成形；
（二）、高Sn变形镁合金板材制备
1）、均质化处理：将第（一）部分熔铸成形的铸锭置于加热炉中，在400℃±10℃加热温度下保温8~12h，即均质化处理；
2）、挤压成形：将经匀质化处理后得到的铸锭以14:1的挤压比，5mm/s的挤压速度挤压成形，形成板材；
3）、固溶处理：将挤压成形后得到的板材在495±10℃加热温度下保温8-12h；
4）、淬火处理：将固溶处理后得到的板材放入80~90℃热水中淬火处理；
5）、时效处理：根据成形后板材的尺寸，将淬火处理后得到的铸锭在加热温度为250℃±10℃条件下，保温60±5h，即可获得高Sn变形镁合金板材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN201510308458.8A CN104862567B (zh) | 2015-06-09 | 2015-06-09 | 一种高Sn变形镁合金板材制备方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN201510308458.8A CN104862567B (zh) | 2015-06-09 | 2015-06-09 | 一种高Sn变形镁合金板材制备方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| CN104862567A true CN104862567A (zh) | 2015-08-26 |
| CN104862567B CN104862567B (zh) | 2017-03-22 |
Family
ID=53908729
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| CN201510308458.8A Expired - Fee Related CN104862567B (zh) | 2015-06-09 | 2015-06-09 | 一种高Sn变形镁合金板材制备方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| CN (1) | CN104862567B (zh) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN109881060A (zh) * | 2019-03-26 | 2019-06-14 | 华南理工大学 | 一种含Si的耐蚀镁合金及其制备方法 |
| CN110814052A (zh) * | 2019-09-29 | 2020-02-21 | 太原科技大学 | 一种镁合金板材大应变热轧变形区板温的在线感知方法 |
| CN113249626A (zh) * | 2021-05-13 | 2021-08-13 | 西南交通大学 | 一种镁合金及改善其拉压不对称性的加工方法 |
| CN113718146A (zh) * | 2021-09-03 | 2021-11-30 | 承德石油高等专科学校 | 一种Mg-Sn-Ce-Ag-Sc合金及其制备方法 |
| CN116043082A (zh) * | 2023-03-28 | 2023-05-02 | 有研工程技术研究院有限公司 | 一种高塑性、耐热可溶镁合金及其制备方法 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN101549361A (zh) * | 2009-05-08 | 2009-10-07 | 重庆大学 | 一种稀土镁合金无缝薄壁细管热挤压方法及其专用模具 |
| CN102230118A (zh) * | 2011-07-05 | 2011-11-02 | 重庆大学 | 一种具有高强度和高屈强比的镁合金及其制备方法 |
| CN102383012A (zh) * | 2011-11-01 | 2012-03-21 | 西安理工大学 | 一种低稀土高强耐热镁合金及其制备方法 |
| CN102449177A (zh) * | 2009-05-29 | 2012-05-09 | 住友电气工业株式会社 | 各自包含镁合金的线状体、螺栓、螺母和垫圈 |
-
2015
- 2015-06-09 CN CN201510308458.8A patent/CN104862567B/zh not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN101549361A (zh) * | 2009-05-08 | 2009-10-07 | 重庆大学 | 一种稀土镁合金无缝薄壁细管热挤压方法及其专用模具 |
| CN102449177A (zh) * | 2009-05-29 | 2012-05-09 | 住友电气工业株式会社 | 各自包含镁合金的线状体、螺栓、螺母和垫圈 |
| CN102230118A (zh) * | 2011-07-05 | 2011-11-02 | 重庆大学 | 一种具有高强度和高屈强比的镁合金及其制备方法 |
| CN102383012A (zh) * | 2011-11-01 | 2012-03-21 | 西安理工大学 | 一种低稀土高强耐热镁合金及其制备方法 |
Non-Patent Citations (3)
| Title |
|---|
| W.L.CHENG ET AL: "Microstructure and mechanical properties of binary Mg-Sn alloys subjected to indirect extrusion", 《MATERIALS SCIENCE AND ENGINEERING A》 * |
| 郝建强: "Mg-5.1Sn-1.5Y-0.4Zr镁合金变通道转角挤压工艺的研究", 《中国优秀硕士学位论文全文数据库 工程科技Ⅰ辑》 * |
| 郝建强: "Mg-5.1Sn-1.5Y-Zr镁合金变通道转角挤压工艺的研究", 《中国优秀硕士学位论文全文数据库 工程科技1辑》 * |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN109881060A (zh) * | 2019-03-26 | 2019-06-14 | 华南理工大学 | 一种含Si的耐蚀镁合金及其制备方法 |
| CN109881060B (zh) * | 2019-03-26 | 2021-05-14 | 华南理工大学 | 一种含Si的耐蚀镁合金及其制备方法 |
| CN110814052A (zh) * | 2019-09-29 | 2020-02-21 | 太原科技大学 | 一种镁合金板材大应变热轧变形区板温的在线感知方法 |
| CN113249626A (zh) * | 2021-05-13 | 2021-08-13 | 西南交通大学 | 一种镁合金及改善其拉压不对称性的加工方法 |
| CN113718146A (zh) * | 2021-09-03 | 2021-11-30 | 承德石油高等专科学校 | 一种Mg-Sn-Ce-Ag-Sc合金及其制备方法 |
| CN116043082A (zh) * | 2023-03-28 | 2023-05-02 | 有研工程技术研究院有限公司 | 一种高塑性、耐热可溶镁合金及其制备方法 |
| CN116043082B (zh) * | 2023-03-28 | 2023-06-06 | 有研工程技术研究院有限公司 | 一种高塑性、耐热可溶镁合金及其制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CN104862567B (zh) | 2017-03-22 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CN111411247B (zh) | 一种再生变形铝合金熔体的复合处理方法 | |
| CN108425050B (zh) | 一种高强高韧铝锂合金及其制备方法 | |
| CN103421999B (zh) | 一种含稀土耐热镁合金及其制备方法 | |
| WO2020113713A1 (zh) | 一种高强韧铸造铝硅合金及其制备方法和应用 | |
| CN106676357B (zh) | 一种高塑性镁合金及其制备方法 | |
| CN100432258C (zh) | 一种准晶相强化镁锂合金及其制备方法 | |
| CN113061787A (zh) | 一种高强高韧Al-Si-Cu-Mg-Cr-Mn-Ti系铸造合金及其制备方法 | |
| CN102146542A (zh) | 一种高强高韧铸造Al-Si-Mg合金 | |
| CN104862567B (zh) | 一种高Sn变形镁合金板材制备方法 | |
| CN102002617B (zh) | 汽车用铸造铝合金及其制备方法 | |
| CN101805864A (zh) | 高阻尼高强Mg-Cu-Mn-Zn-Y合金及其制造方法 | |
| CN108118225A (zh) | 一种低成本高压缩强度变形镁合金及其制备方法 | |
| CN101363093A (zh) | 一种高强度铸造铝合金材料 | |
| CN102409206A (zh) | 一种高强韧挤压铸造Al-Zn系合金材料 | |
| CN109468496B (zh) | 一种耐热压铸铝合金及其制备方法 | |
| CN107675053B (zh) | 一种高强度镁锂合金及其深冷强化处理的制备方法 | |
| CN114836656B (zh) | 一种可时效强化的高强度高导热压铸铝合金及其制备方法 | |
| CN108048721A (zh) | 一种耐热耐磨镁合金及其制备方法 | |
| CN105039816B (zh) | 一种低成本高强耐热镁合金及其制备方法 | |
| CN101392342A (zh) | 强韧性镁合金及其制备方法 | |
| CN106191487A (zh) | 一种高强铸造Al‑Zn合金的制备方法 | |
| CN102277521A (zh) | 室温高韧性单相固溶体镁稀土基合金及制备方法 | |
| CN111304509A (zh) | 一种添加vn颗粒细化镁合金及其制备方法 | |
| CN108707801A (zh) | 一种高强耐热变形镁合金及其制备方法 | |
| CN103484742A (zh) | 高强度阻尼镁合金 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| C06 | Publication | ||
| PB01 | Publication | ||
| EXSB | Decision made by sipo to initiate substantive examination | ||
| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
| C14 | Grant of patent or utility model | ||
| GR01 | Patent grant | ||
| CF01 | Termination of patent right due to non-payment of annual fee |
Granted publication date: 20170322 Termination date: 20180609 |
|
| CF01 | Termination of patent right due to non-payment of annual fee |